CN101151391A - 热轧钢板及其制造方法和热轧钢板成形体 - Google Patents

Abstract

通过形成以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下，以马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的粒径在20μm以下的铁素体，固溶C量在0.01质量％以上的钢板，得到具有适合用作汽车用钢板的优良的冲压成形性，并且冲压成形后，可通过与现有的烧结涂装温度相同程度的热处理极大地提高拉伸强度的、应变时效硬化特性优良的热轧钢板。并且通过铁素体相的硬化，改善应变时效处理后的疲劳特性。

Description

热轧钢板及其制造方法和热轧钢板成形体

技术领域

本发明涉及热轧钢板(hot-rolled steeel sheet)及其制造方法。本发明的热轧钢板适合于要求弯曲加工性(bendability)、拉伸凸缘性(stretch-flangeability)等冲压成形性(press workability)的汽车用热轧钢板。本发明的热轧钢板特别适合于要求优良的应变时效硬化特性(strain ageing property)或更优良的疲劳特性(疲劳强度：fatiguestrength)的用途。

其中，在此所称的应变时效硬化特性，是指因冲压成形后的热处理而使拉伸强度增加的特性。并且，在本发明中，“应变时效硬化特性优良”，是指具有ΔTS在100MPa以上的应变时效硬化特性的情况。在此，ΔTS是指定义为：应变时效硬化处理的拉伸强度(tensile strength)的增加量{＝(施行应变时效处理的钢板的拉伸强度)-(未进行应变时效处理的钢板的拉伸强度)}的量。

作为应变时效硬化处理，可以是如下处理：施行塑性应变量在2％以上(应变量控制精度高的情况下为1.5％以上)的预变形处理(pre-straining)后，进行在150～200℃范围的温度、保持时间为30s以上的热处理(时效处理)。没有特别表示条件时的ΔTS是预变形的应变量(预应变量：pre-strain)为3％，时效处理为150℃-20分钟和时效处理为200℃-20分钟的平均值。

背景技术

近年来，出于保护地球环境的观点而进行排气限制相关地，汽车的车体重量的减轻成为非常重要的课题。因此，正在研究使在汽车车体使用的钢板高强度化而降低钢板板厚，从而减低车体重量。

适用这种高强度钢板(high-strength steel sheet)的汽车的车体结构部件(structual components)，主要使用冲压成形和扩孔成形(holeexpanding)来进行制造。因此，作为原材的钢板除了冲压成形性以外，还要具有高扩孔性。

并且，除了环保问题以外，最近以来，为了在碰撞时保护乘员，汽车车体的安全性也受到重视。因此，要求碰撞时作为安全性目标的耐冲击特性(impact resistance)提高。对耐冲击特性的提高而言，至少完成车中的部件的强度越高越有利。

但是，一般来说，使钢板高强度化时，拉伸性降低，因而冲压成形性降低。并且，屈服强度(yield strength)也由于高强度化而增加，因而还存在冲压后的准确成形性(shape fixability)变差的问题。此外，在以马氏体组织为主体的高强度钢板中，重视冲压成形性而提高拉伸性(elongation)时，扩孔性降低，相反，提高扩孔性时，拉伸性降低。由此，只是通过使钢板高强度化等对策难以同时达成钢板的冲压成形性和扩孔性。

作为同时达成冲压成形性和耐冲击性的尝试，在特开2003-221623号公报中公开了一种冷轧钢板，具有如下成分组成：含有C：0.02～0.15％(质量％，下同)、Mn：2.0～4.0％、Nb：0.01～0.1％等，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且该冷轧钢板的组织为平均粒径(avarage grain size)在5μm以下的复合组织(铁素体和第二相)。但是在该技术中，为了形成目标组织，不仅进行热轧，还必须适当控制地施行冷轧和退火工序。因此，除了制造成本增加以外，在制造较厚的板厚(4mm以上)时明显增加设备负荷。并且，在这种技术中不能根本性地解决准确成形的问题。

并且，以连续退火、连续热镀锌工序作为对象，因而最终经过400℃以上的热处理。由此可以认为，析出稳定的碳化铁(渗碳体)，固溶C量减少，不能得到充分的应变时效硬化(在后文中详细说明)。

如上所述，汽车部件成形时最强烈地要求强度较低、冲压成形性和扩孔性优良，并且在成为完成品时强度变高且耐冲击特性优良的热轧钢板。

作为应对这种要求的现有技术，以得到高强度钢板且具有优良的冲压成形性的钢板为目标进行开发，得到涂装烧结硬化型钢板(bake-hardenable steel sheet)。该钢板具有在冲压加工后施行涂装烧结处理(baked finished(process))(包含100～200℃的恒温保持)时屈服应力上升之类的特征。

该钢板为如下钢板：其组织将铁素体作为主相(matrix)，将固溶状态(solid solution state)下存在的C量(固溶C量(amount of solutecarbon))控制在适当范围内。该钢板在进行冲压成形时为软质，在成形时位错(dislocation)被导入铁素体中。并且，在冲压成形后进行的涂装烧结处理时，残留的固溶C固定在上述位错中而防止位错的移动，其结果使屈服应力上升。以往专门将屈服应力的增加现象称为应变时效硬化。

但是，在该涂装烧结硬化型钢板中，虽然能够使屈服应力上升，但不能使拉伸强度上升，因而提高其耐冲击性的效果不充分。

在特开昭62-74051号公报中公开了一种应变时效硬化性和耐时效性(室温时效引起的对材质劣化的阻力：aging resistance at RT)优良的高张力热轧钢板，其具有如下成分组成：含有C：0.08～0.2％、Mn：1.5～3.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且该热轧钢板的组织为5％以下的铁素体和贝氏体或包含一部分马氏体的复合组织。

特开昭62-74051号公报中记载的热轧钢板的应变时效硬化性虽然高，但依然提高拉伸强度，耐冲击特性的提高效果不充分。

并且，在特开平4-74824号公报中公开了一种应变时效硬化性和耐时效性优良的高张力热轧钢板，其具有如下成分组成：含有C：0.02～0.13％、Si：2％以下、Mn：0.6～2.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，该热轧钢板的组织为以铁素体和马氏体为主体的复合组织。

特开平4-74824号公报中记载的热轧钢板的应变时效性也依然不能使拉伸强度提高，耐冲击特性的提高效果仍然不充分。并且，还有扩孔性变差的缺点。

并且，在特开平10-310824号公报中公开了一种合金化热镀锌钢板的制造方法：将热轧钢板或冷轧钢板作为镀敷钢板原板，通过成形后的热处理能够期待强度上升。该技术如下：对于含有C：0.01～0.08％、适量的Si、Mn、P、S、Al、N、并且含有总计0.05～3.0％的Cr、W、Mo的1种或2种以上的钢进行热轧后(或进而进行冷轧或在其基础上进行调制压制、退火后)，进行热镀锌，然后，进行加热合金化处理。所得到的钢板的显微组织为铁素体单相、铁素体+珠光体或铁素体+贝氏体组织。

在特开平10-310824号公报中，对这样得到的钢板进行成形后，通过在200～450℃的温度范围进行加热，由此得到拉伸强度的上升。但是，存在不能得到高延展性和低屈服强度，冲压成形性降低的问题。

另一方面，由于对构成汽车车体的部件施加有重复应力，因而在这种部件的情况下，除了上述特性以外，还要求疲劳特性优良。特别是，因高强度化而使板厚降低的情况下，这种要求很大。

作为以提高疲劳特性为目的的技术，特开平11-199975号公报中公开了一种疲劳特性优良的加工用热轧钢板：含有C：0.03～0.20％、适量的Si、Mn、P、S、Al，并且含有Cu：0.2～2.0％和B：0.0002～0.002％，显微组织是以铁素体为主相，以马氏体为第二相的复合组织，使铁素体相中的Cu的存在状态为2nm以下的固溶状态和/或析出状态。

但是，特开平11-199975号公报中记载的钢板没有示出兼具冲压性、扩孔性和耐冲击性的对策。并且，由于需要添加Cu，因而还存在报废后难以再循环的问题。

如上所述，对汽车部件成形时TS较低、冲压成形性和扩孔性优良，并且在成为完成品时TS变高且耐冲击特性优良的热轧钢板以及除此以外疲劳耐性优良的热轧钢板具有强烈要求。但是，工业上不存在稳定地制造满足所述特性的钢板的技术。

发明内容

本发明是鉴于上述情况作出的，其目的在于提供一种应变时效硬化特性优良的热轧钢板，具有适合作汽车用钢板的、优良的冲压成形性和扩孔性，并且冲压成形后，可通过与现有的烧结涂装温度相同程度的热处理极大地提高拉伸强度。本发明的另一目的在于提供除了应变时效硬化特性以外还大幅度提高疲劳特性的热轧钢板。本发明的又一目的在于提供能够稳定地生产所述热轧钢板的制造方法。

本发明是根据如下新发现进而进行研究而完成的：通过形成在马氏体相中少量含有控制了粒径的铁素体相的组织，使固溶C残留，由此可得到时效硬化引起的拉伸强度的显著增大或疲劳强度的显著改善。即，本发明的主要构成如下所述：

(1)一种应变时效硬化特性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在20μm以下，并且，固溶C量在0.01质量％以上。

(2)一种应变时效硬化特性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以未进行回火的马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在20μm以下。

(3)在上述(1)或(2)中的应变时效硬化特性优良的热轧钢板中，其特征在于，还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

(4)在上述(1)至(3)中的应变时效硬化特性优良的热轧钢板中，其特征在于，Mn为2.0％以下，并且，上述铁素体相的平均粒径在5μm以下。

(5)一种疲劳特性和应变时效硬化特性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在15μm以下，并且，固溶C量在0.01质量％以上，在预应变为1.5％、时效处理为200℃-20分钟的条件下施行应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)和铁素体相的硬度Hv(α_SA)满足下述式(1)：

Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6……式(1)。

(6)一种疲劳特性和应变时效硬化特性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以未进行回火的马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在15μm以下，在预应变为1.5％、时效处理为200℃-20分钟的条件下施行应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)和铁素体相的硬度Hv(α_SA)满足下述式(1)：

Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6……式(1)。

(7)在上述(5)或(6)中的疲劳特性和应变时效硬化特性优良的热轧钢板，其特征在于，还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

(8)一种应变时效硬化特性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，对于以质量％计含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板坯，施行终轧结束温度在Ar₃点以上的热轧，在终轧结束后，以20℃/sec以上的冷却速度冷却至马氏体相变温度(Ms点)以下，在300℃以下的温度下进行卷绕，然后不经由350℃以上的回火热处理。

(9)在上述(8)中的应变时效硬化特性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述钢板坯还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

(10)在上述(8)或(9)的应变时效硬化特性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，Mn为2.0％以下。

(11)一种高强度且疲劳特性优良的热轧钢板成形体，其是对热轧钢板施行冲压成形加工，施行应变时效硬化处理而得到的成形体，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以马氏体相作为主相，作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，该铁素体相的平均粒径在15μm以下，马氏体相的硬度Hv(M)和铁素体相的硬度Hv(α)满足下述式(1)’：

Hv(α)/Hv(M)≥0.6……式(1)’。

在上述(11)中，优选的是，上述成形体还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

附图说明

图1是表示使热轧条件和C量变化的各热轧钢板的拉伸强度(TS)以及对于该热轧钢板在各种时效热处理温度下施行应变时效处理后的拉伸强度(TS’)之间的关系的图。

图2是表示对于对ΔTS产生影响的铁素体百分比、铁素体粒径以及固溶C量的影响进行了详细调查的结果的图。

图3是表示在应变时效处理后的钢板中，对疲劳特性产生影响的铁素体的硬度Hv(α)和马氏体的硬度Hv(M)之间的硬度比Hv(α)/Hv(M)的关系的图。

具体实施方式

本发明人等为了达成上述课题，对于对应变时效硬化特性产生影响的钢板组织和合金元素的影响进行了锐意研究。完成本发明的实验及其结果如下所述。其中，以与如下文所述的实施例相同的顺序进行各种测定、调查。

(实验结果1)

在该研究中，为了测定应变时效硬化引起的拉伸强度，使用施行了应变时效处理的钢板的拉伸强度(相当于热处理后的拉伸强度)TS’和未施行应变时效处理时的拉伸强度(相当于预变形处理前的拉伸强度)TS之差ΔTS进行评价。

使热轧条件和C量变化的各热轧钢板的拉伸强度(TS)和对所述钢板在各种时效热处理温度下施行应变时效后的拉伸强度(TS’)之间的关系如图1所示。此时的预应变量全部为3％，时效处理时间为20分钟。

在图1中，纵轴为TS和TS’(MPa)，横轴为时效温度(℃)，左端的点是没有应变时效处理(as-hot)的情况。因此，ΔTS是as-hot材料和时效处理材料的TS之差。

并且，热轧最终温度(finishing temperature)FT＝900℃，C量为0.25质量％时(钢板A：正四方形记号)的组织形态是马氏体单相组织。另一方面，FT＝900℃，C量为0.10质量％时(钢板B：圆形记号)和FT＝750℃，C量为0.15质量％时(钢板C：菱形记号)的组织形态均为由马氏体和铁素体构成的复合组织，其铁素体量都是相同程度(面积率为约5％)。其中，FT＝750℃，C量为0.15质量％时(钢板C)，进行析出处理(precipitation treatment)，使固溶C量降低。未施行应变时效处理的钢板A、B和C的固溶C量以质量％计分别为0.07％、0.15％和0.03％。

从图1可知，在马氏体单相组织中应变时效后的强度降低。相对于此，在由马氏体和铁素体构成的复合组织钢板(dual phase steel sheet)中，通过200℃的应变时效热处理可得到200MPa以上的拉伸强度上升(ΔTS)。并且，不进行析出处理、固溶C量高的、FT＝900℃且C量为0.10质量％的情况下，即使铁素体量大致相同，也不能得到更高的应变时效硬化。

如上所述，可以发现通过形成以马氏体作为主相，以含有铁素体的组织作为第二相，可得到高应变时效硬化。

(实验结果2)

根据这种新发现进而进行研究的结果，发现为了得到这样的高应变时效硬化，在上述马氏体-铁素体类组织中，需要使钢板中的固溶C量在0.01质量％以上，同时需要规定铁素体百分比和铁素体粒径。这种对于铁素体百分比、铁素体粒径以及固溶C量对ΔTS的影响进行了详细调查的结果如图2所示。在图2中，横轴为铁素体百分比(％)，纵轴为ΔTS(MPa)。其中，铁素体百分比是指组织中的铁素体相的面积比率，铁素体粒径是指铁素体颗粒的平均粒径。并且，应变时效的条件为预应变量为3％、时效温度为150℃和200℃(对结果取平均)、时效时间为20分钟。

首先，在铁素体粒径为20μm以下、固溶C量在0.01质量％以上的情况下(组A：黑圆记号和组B：白圆记号)，其铁素体百分比在1～30％的范围时，可得到100MPa以上的ΔTS。并且，在铁素体粒径为5μm以下、固溶C量在0.01质量％以上的情况下(组A)，与6～20μm的情况(组B)相比，相同铁素体百分比时的ΔTS的值增大。特别是在组A中，铁素体百分比在3～25％的范围时，可得到150MPa以上的较大的ΔTS。

相对于此，即使固溶C量在0.01质量％以上，铁素体粒径超过20μm时(组C：正四方形记号)不管铁素体百分比为多少，只能得到50～70Mpa左右的ΔTS。并且，即使在铁素体粒径在20μm以下(例如，在图2的例子中为5μm以下)、固溶C量在0.01质量％以上的钢板中，进行350℃×20分钟的热处理，形成碳化铁，并且固溶C量不足0.01质量％时(组D：菱形记号)，ΔTS在50MPa以下，大大减少。

即，为了高应变时效硬化，需要以马氏体相作为主相，适当调整作为第二相的铁素体的面积率和粒径，并且需要确保0.01质量％以上的固溶C量。

(应变时效硬化结构)

关于本发明的伴随显著的ΔTS的应变时效硬化的结构，并未完全明确。但是，本发明人等认为，与现有的烧结硬化型(BH)钢板相同，是C原子和位错的相互作用引起的。认为其机理如下所述。

即，本发明的钢板的组织形态，由于以马氏体作为主相，包围软质的铁素体，因而在施加预应变的变形时，硬质的马氏体不变形，变形集中在软质的铁素体中。其结果，大量应变被导入铁素体，使其硬化。

并且，通过其后的时效热处理，因马氏体被回火，因而过饱和地存在于马氏体中的碳(C)通过铁素体中的位错和应变而扩散，然后析出。其结果，铁素体中的位错因C的析出物而被牢固地粘附(adhere to)(所谓的pined dislocation)，由此进一步提升TS(拉伸强度)。对于对该强化有贡献的C的析出状态，虽然不知道其详情，但由于在200℃以下的温度范围时效硬化，因而可推定为亚稳态的碳化铁。另外，在没有预应变的情况下，由于铁素体中的位错、应变少，因而认为C不能扩散，不能产生强度上升的效果。

(实验结果3)

并且，本发明人等对于应变时效处理后的钢板的组织和疲劳特性进行了研究。在该研究中，为了测定应变时效硬化引起的钢板组织变化，对于应变时效处理后的钢板进行了硬度(Hv)测定。并且，通过拉伸疲劳试验对疲劳特性进行评价。使用施行了应变时效处理(预应变量为1.5％，时效条件为200℃-20分钟)的钢板进行拉伸疲劳试验，通过疲劳耐久极限(脉动拉伸疲劳极限：fatigue limit under pulsatingtension)(FL’)和应变时效处理前的钢板的拉伸强度(TS)之比即疲劳限度比(fatigue strength ratio)(FL’/TS)进行评价。

图3表示对疲劳特性(疲劳强度比：纵轴)产生影响的铁素体的硬度Hv(α)和马氏体的硬度Hv(M)之间的硬度比Hv(α)/Hv(M)(横轴)的影响。关于应变时效处理后的硬度比和处理前钢板的组织之间的关系在后文进行描述，在该调查中主要使铁素体百分比变化而使硬度比变化。

如该图所示，在高铁素体百分比的钢中，应变时效处理后的铁素体和马氏体的硬度比Hv(α)/Hv(M)不足0.6，此时得到的疲劳限度比(FL’/TS)也是0.7左右，较低。另一方面，在低铁素体百分比的钢中，通过对该复合组织钢在200℃下进行应变时效热处理，得到了如下发现：铁素体和马氏体的硬度比Hv(α)/Hv(M)表示出超过0.6的较高值，并且此时得到的疲劳限度比(FL’/TS)也是0.8以上，非常高。

本发明是根据以上发现，进一步进行研究后完成的。

下面，对本发明进行具体说明。

发明钢板的钢种

本发明以被称作复合组织型高张力(high tensile-strength)热轧钢板的钢板作为对象，特别是以拉伸强度TS在450MPa以上的热轧钢板作为对象。优选的拉伸强度在600MPa以上。另外，还可以估计到，通过本发明的组织，最大可达成1800MPa左右。

并且，本发明的钢板为应变时效硬化性的钢板，通过冲压成形后的较低温度下的热处理，拉伸强度显著上升，其强度变化ΔTS变为100MPa以上。在更优选的发明钢板中可得到150MPa以上，再进一步优选的发明钢板中可得到200MPa以上。另外，估计最大可达成400MPa左右。

并且作为优选的发明钢板可得到疲劳限度比在0.8以上的、疲劳特性优良的钢板。

(钢板组织)

首先，对钢板的组织进行说明。

本发明中的钢板的组织具有如下复合组织形态：所述复合组织形态包含作为主相的未进行回火(tempering)的马氏体相，和作为第二相，面积率在1％以上、30％以下，且粒径在20μm以下的铁素体相。

使铁素体粒径在20μm以下的原因在于，能够在预变形时在铁素体中大量导入成为C的析出点的位错。优选的范围在15μm以下，进而优选的范围在10μm以下。特别是使粒径在5μm以下，可得到显著的应变时效硬化。另外，下限在0.1μm左右时可得到效果，从制造性的观点出发，优选的下限为0.5％。

并且，设铁素体的面积率在1％以上、30％以下的原因如下。铁素体的面积率不足1％时，如图1的0.25质量％C、FT＝900℃材料所示，马氏体的回火即使在低温下也容易引起，容易软化。另一方面，在超过30％的情况下，即使在对应变时效硬化有效的固溶C量在0.01质量％以上，也不能得到高强度上升效果(ΔTS)。优选的下限为3％，进而优选为12％。并且进而优选的上限为25％，更优选为20％。

本发明的钢板组织除了作为主相的马氏体，作为第二相的铁素体以外，作为占余量的第三相，也能够以不足第二相的百分比(面积率)含有残余奥氏体、贝氏体、珠光体。但是，由于所述第三相的存在一般使ΔTS降低，因而从得到更高的强度上升效果的观点出发，第三相优选为第二相的1/2以下的百分比。最优选的是，使第三相实际上为零。

铁素体相以外的主相和第三相的粒径不特别限定，从机械特性的观点出发，分别优选为可通过后文描述的制造方法达成的5～50μm、0.1～5μm左右。在此，对于马氏体相，将旧γ粒径设为粒径。各相粒子的形状也不特别限定，但铁素体相多设为比较近似于等轴粒形状的(即不能伸展)形状。

为了得到作为本发明目的的高应变时效硬化，需要形成上述组织，进而要确保0.01质量％以上的固溶C量。作为用于使固溶C量在0.01质量％以上的有效方法，对热轧及其之后的冷却历程进行控制，形成在马氏体相中含有以面积率计为1％以上、30％以下的范围的20μm以下的铁素体的组织(或形成已经描述的更优选的组织)，并且不对马氏体进行回火即可。

另外，进而优选的是，通过冷却历程等的控制，使固溶C在0.03质量％以上。

除了应变时效硬化特性以外，为了还提高疲劳特性，使作为第二相的铁素体相的粒径在15μm以下。

并且，为了使疲劳特性提高，进而应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)和铁素体相的硬度Hv(α_SA)之差小是有效的(在此为了防止时效处理前后的混同，标注下标SA(strain-aged))。

具体来说，相对于应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)的该铁素体相的硬度Hv(α_SA)之比需要满足

Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6……式(1)。即，在Hv(α_SA)/Hv(M_SA)＜0.6的情况下，由于马氏体和铁素体的硬度差(应变时效处理后)大，因而在重复疲劳试验时，由马氏体和铁素体之间的界面产生疲劳裂纹(crack)，并且由于产生的裂纹在该硬度差大的马氏体和铁素体的界面传播，因而疲劳特性变差。另一方面，在Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6的情况下，由于抑制疲劳试验时裂纹的产生，并且还抑制产生的裂纹传播，因而提高疲劳特性。

为了增大Hv(α_SA)相对Hv(M_SA)的比例，已经描述的组织控制，即将铁素体相和第三相的百分比抑制到较低，并将铁素体颗粒制成细晶粒(fine grain)，进而确保固溶C是有效。即，对以马氏体作为主相，以铁素体作为第二相的组织形态的钢板施加应变时，与马氏体相比，软质的铁素体引起较大的加工硬化。并且通过施加低温，例如200℃以下的热处理，铁素体进而硬质化。该硬质化特别是在铁素体粒径越小时越明显，特别是通过使粒径在15μm以下，容易达成Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6，疲劳特性明显提高。

但是，即使铁素体粒径在15μm以下，也不一定满足上述式(1)。即使在本发明的范围内，由于例如马氏体相由于碳化物的析出而软化，或铁素体相具有过度的固溶C而硬化等原因，在铁素体相中未集中预应变的情况下，有时铁素体相的硬化对于上述式(1)的达成不充分。并且，即使在铁素体相或第三相的百分比高的情况下，有时铁素体相的硬化也对于上述式(1)的达成不充分。在这种情况下，向改善铁素体相的硬化的方向对组织进行改善即可。

(钢板组成)

接着对本发明的热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。在以下说明中，％指质量％。

C：0.01～0.2％

C是使钢板的强度增加，进而促进马氏体和铁素体的复合组织形成的元素。但是，不足0.01％时，难以形成所希望的马氏体和铁素体的复合组织。并且，为了得到作为本发明目的的高应变时效硬化性，需要0.01％以上的固溶C量。另一方面，C量超过0.2％时，由于马氏体的百分比增加，铁素体的百分比显著降低，因而延展性降低，并且应变时效硬化性也降低。因此，使C含量在0.01～0.2％。另外，从使点焊性良好的观点出发，优选在0.15％以下。

Si：2.0％以下

Si是不使钢板的延展性显著降低就能够使钢板高强度化的有用的强化元素，具有促进铁素体生成的效果。为了促进铁素体生成，优选添加0.005％以上。但是，其含量超过2.0％时，铁素体过度生成，引起冲压成形性的劣化、强度上升效果的降低，并且表面性状变差。因此，使Si含量在2.0％以下。如果重视表面性状，则优选在0.5％以下。

Mn：3.0％以下

Mn具有对钢进行强化的作用，并且具有促进由马氏体和铁素体构成的复合组织形成的作用。并且，是对防止S引起的热加工裂纹有效的元素，优选根据含有的S量而含有。由于所述效果在0.5％以上时变得明显，因而Mn含量优选在0.5％以上。另一方面，超过3.0％时，冲压成形性和焊接性变差，并且抑制铁素体的生成。因此，使Mn含量在3.0％以下。从铁素体生成的观点出发，优选在2.0％以下。另一方面，从容易得到马氏体相的观点出发，优选添加2.0～2.5％左右。

P：0.1％以下

P具有对钢进行强化的作用，可根据所希望的强度含有必要量。在充分利用该强化的情况下，优选在0.005％以上，过度含有时，冲压成形性变差。因此，使P含量在0.1％以下。如果重视冲压成形性，则优选在0.04％以下。

S：0.02％以下

S是在钢板中作为夹杂物而存在，引起钢板的延展性、成形性(特别是拉伸凸缘成形性)劣化的元素，优选尽量降低含量。但是由于在降低到0.02％以下时几乎不会导致不良影响，因而在本发明中，使S含量在0.02％以下。在要求更优良的拉伸凸缘成形性的情况下，优选在0.01％以下。另外，从用于脱硫的制钢成本的观点出发，S优选在0.001％以上。

Al：0.1％以下

Al是作为钢的脱氧(deoxidation)元素而添加，对使钢的纯度提高有用的元素。但是，超过0.1％而含有时，不能得到进一步的脱氧效果，相反地冲压成形性变差。因此，使Al含量(total Al)在0.1％以下。另外，为了得到作为脱氧元素的效果，Al优选添加0.0 1％以上。

N：0.02％以下

N是通过固溶强化、应变时效硬化与C同样地使钢板强度增加的元素。但是，含量超过0.02％时，在钢板中氮化物增加，由此钢板的延展性，进而冲压成形性显著变差。因此，使N含量在0.02％以下。另外，在进一步要求冲压成形性提高的情况下，优选在0.01％以下。进而优选在0.005％以下。另外，N是容易从气氛中混入的元素，从制造性的观点出发，优选的是，允许含有0.002％以上的N。

Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上：总计在0.2％以下

Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，由于通过碳化物的微细分散能够有效地作用于高强度化，因而可根据需要选择性地含有。并且，由于Mo是强化元素之一，并且具有提高淬火性的作用，因而可根据需要含有。将所述元素用于强化的情况下，为了得到充分的效果，优选的是总计含有0.005％以上。但是，所述元素总计含量超过0.2％时，产生冲压成形性的劣化、化学转化处理性的劣化等问题。并且，由于所述元素是碳化物形成元素，因而使固溶C量减少，妨碍ΔTS的提高。因此，在含有所述元素的情况下，使Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上总计在0.2％以下。进而优选总计在0.1％以下。

另外，在上述元素中，由于Nb还具有使铁素体微细化的效果，因而对本发明的钢板特性的影响良好。

除了上述元素以外，作为次要的含有元素，也可以含有Ca：0.1％以下、REM：0.1％以下中的1种或2种。所述元素都是通过夹杂物的形态控制，对拉伸凸缘性的提高做贡献的元素。但是，所述元素分别超过0.1％时，使钢的纯度降低，反而使延展性降低。

并且，从马氏体形成的观点出发，也可以含有B：0.1％以下、Zr：0.1％以下中的1种或2种。

另外，除了以上的元素和余量的Fe以外，在制造过程中各种杂质元素从原料或制造设备不可避免地混入，这种不可避免的杂质对本发明的效果不产生特别影响时可以允许。作为不可避免的杂质，可举例说明Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。

另外，作为脱氧元素而记载了Al，但在本发明中并不排除Al以外的脱氧方法带来的熔炼((steel)production)方法。例如可以进行Ti脱氧、Si脱氧，此时也可以在钢水中添加Ca、REM。

(钢板的特性)

如上所述的组织和组成的热轧钢板，具有优良的冲压成形性，应变时效硬化特性优良。

在本发明中所称的“应变时效硬化特性优良”是指，如上所述，塑性应变量在2％以上(也包含1.5％)，例如3％的预变形处理后，在150～200℃范围的温度下施行保持时间为30s以上的热处理时，该热处理前后的拉伸强度的增加量ΔTS{＝(热处理后的拉伸强度)-(未进行预变形处理及热处理的钢板的拉伸强度)}在100MPa以上。在此将预变形处理和热处理合称为应变时效处理。

其中，优选的是，ΔTS在150MPa以上。进而优选在200MPa以上。

通过该应变时效处理，屈服应力也上升，应变时效处理前后的屈服应力增加量ΔYS{＝(应变时效处理后的屈服应力)-(应变时效处理前的屈服应力)}也在100MPa以上。

在现有的涂装烧结硬化量试验方法中，作为热处理条件采用170℃、20分钟。在本发明中，热处理温度只要在150℃以上、200℃以下即可，可通过现有的部件制造工序得到充分的效果。

其中，ΔTS(及ΔYS)将预应变量为3％，时效条件为150℃-20分钟和200℃-20分钟时的测定值的平均值作为代表值。但是一般来讲，预应变量为1.5％～3％左右，时效条件为150℃～200℃-10～20分钟的范围是最有效的条件范围，在该范围内ΔTS的变动较小。

另外，在显示应变时效硬化性的钢板中，室温时效性(时效硬化：age hardening)成为问题。这是长期在室温下保管钢板而产生强度上升的现象，在部件成形时成为重大问题。在本发明的钢板中，以调查该时效性为目的，进行没有预变形(0％)的热处理(200℃、20分钟)后的拉伸试验时，未确认强度(TS、YP)上升，可以确认还具有高耐时效性。

铁素体相粒径在15μm以下、且Hv(α_SA)/Hv(α_SA)≤0.6的钢板的应变时效处理后的疲劳特性更优良。即，疲劳限度比在0.8以上。

另外，本发明的钢板对于加工性(延展性)、扩孔性，也可与相同强度(应变时效处理前)的现有钢匹敌，或维持更优良的特性。

(发明钢板的制造方法)

接着对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。

具有上述组织的本发明的热轧钢板可以通过将具有上述范围内的成分组成的钢板坯作为原材，将该原材在规定条件下进行热轧，并卷绕(coil)而得到。

为了防止成分的显微偏析(macroscopiic segreation)而优选通过连铸法(continuous casiting process)制造所使用的钢板坯，但也可以通过铸锭法(ingot casiting process)、薄钢板坯铸造法制造。

在通常方法中制造钢板坯后，暂时冷却至室温，然后进行再加热。但是也可以毫无问题地应用如下节能工艺：暂时不冷却，将热钢片直接装入加热炉，或进行稍微的保温后直接进行轧制。

钢板坯的加热温度无需特别限定，在不足900℃时，轧制载荷增大，热轧时发生问题的危险增大。另外，由于伴随氧化重量增加的烧损增大等，钢板坯加热温度优选在1300℃以下。

然后，经由热轧、冷却、卷绕等工序，所述工序规定如下：

热轧的最终温度：Ar₃相变点以上

通过使终轧结束温度FT在Ar₃相变点以上，可得到均匀的热轧钢板(hot-rolled steel sheet)组织，能够容易得到作为本发明要件的马氏体和铁素体之间的复合组织。终轧结束温度不足Ar₃相变点时，热轧时的轧制负荷变高，产生热轧时的问题的危险性增大。并且，由于在轧制中产生铁素体，其百分比超过本发明的范围而变大，因而不能得到作为本发明目的的较大的强度上升效果。

冷却条件：终轧结束后，以20℃/sec以上的冷却速度冷却至马氏体相变温度(Ms点)以下

通过在终轧结束后冷却至Ms点以下，未相变的奥氏体相变为马氏体。在未冷却至Ms点温度以下的情况下，相变为珠光体或贝氏体，不能得到作为本发明要件的马氏体。因此，设终轧后的冷却停止温度在Ms点以下。并且，由于马氏体、铁素体等的百分比和铁素体粒径根据冷却速度而变化，以不足20℃/sec的冷却速度，不能得到目标百分比或铁素体粒径，因而设冷却速度在20℃/sec以上。在此，冷却速度是平均冷却速度{＝(冷却开始时的钢板温度-冷却结束时的钢板温度)/冷却所需时间}。

出于确保固溶C量的观点，进而优选的冷却速度在50℃/sec以上，更优选在100℃/sec以上。在本发明的钢组成中，通过以上述冷却条件进行制造，可得到目标铁素体百分比和粒径的组织形态。

为了除应变时效硬化特性以外，使疲劳特性也提高，终轧结束后，以40℃/sec以上的冷却速度冷却至马氏体相变温度(Ms点)以下。为了使疲劳特性提高，减少应变时效处理后的马氏体和铁素体的硬度差是有效的，可通过使铁素体的粒径微细化，百分比降低而减少硬度差。根据冷却速度，铁素体的粒径、百分比发生变化，在不足40℃/sec的冷却速度下应变时效后的硬度差变大，疲劳特性变差。由此，为了达成疲劳特性优良的本发明范围内的铁素体的粒径、百分比，设冷却速度在40℃/sec以上。为了得到稳定而优良的疲劳特性，冷却速度优选在50℃/sec以上，为了得到更高的疲劳特性，优选在100℃/sec以上。

在通过已知设备的能力可以设想的范围内，无需特别限定冷却速度的上限。

另外，为了减少贝氏体等的第三相，在CCT曲线图上选择在所述相的出现区域几乎不覆盖或完全不覆盖的冷却模式即可。第三相的粒径与铁素体相同样，受到冷却速度的影响。马氏体相的粒径可通过已知的方法，例如FT、终轧结束前的轧制率的管理进行控制。

为了防止铁素体相中的固溶C不必要地增加，有特别是较大地取刚产生铁素体后的Ar₃相变点-100℃～Ar₃相变点的温度范围的冷却速度，例如设为70℃/s以上等方法。

另外，终轧结束后开始到冷却开始为止的时间并不特别规定，但可根据目的任意设定。即，由于在到冷却开始为止的放冷时间的期间，由于钢板温度降低和向钢板组织的平衡状态接近而出现铁素体相，因而可通过该时间的管理，特别地对铁素体百分比进行控制。

为了提高铁素体百分比而形成软质(低拉伸强度)，在终轧后不立即开始冷却，在1sec以上的时间进行冷却是有效的。但是，时间过于空闲时，由于因钢板的温度降低，成为铁素体单相的温度区域，不能得到马氏体，因而优选在此前开始进行冷却。并且，为了提高疲劳特性，从确保铁素体粒径微细化和铁素体百分比降低的观点出发，优选在终轧后3sec以内开始即冷却。但是，到冷却开始为止的时间过短时，铁素体的百分比、粒径超过本发明的范围而实际上成为马氏体单相组织。因此，优选在终轧后超过0.3sec后开始冷却。

卷绕温度：300℃以下

卷绕温度(coiling temperture)CT对于得到本发明的组织很重要。卷绕温度高于300℃时，由于未相变的奥氏体相变为珠光体或贝氏体，而不能形成马氏体，因而不能形成作为本发明要件的以马氏体作为主相的组织。从抑制碳化物形成并确保固溶C量的观点出发，卷绕温度的进而优选的范围在200℃以下。另一方面，从设备能力、操作性等观点出发，在采用150～300℃，特别是约200℃以上的较高的CT的情况下，优选添加2.0～2.5％左右的Mn。

不经过350℃以上的回火

在马氏体钢等中，为了提高韧性，通常进行350℃以上的高温回火热处理。但是施行该回火热处理时，形成碳化物，固溶C减少到不足0.01％。在本发明中，由于固溶C起重要的作用，因而不需要进行这种热处理。

其中，在本发明中所称的回火是指上述积极地进行高温或长时间热处理的情况，不包含制造上难以避免的冷却中的自身回火。并且，由于低温短时间(不足350℃，180分钟以下，优选为300℃以下，进而优选为250℃以下，并且优选为60分钟以下)的热处理(通常称作回火)不会对其应变硬化特性有任何损害，不包含在本发明的回火中，因而可根据目的积极进行。

即，上述要件也可以换言之为“不进行回火热处理，或进行不足350℃的回火处理”。

另外，在本发明的热轧钢板中，也可以施行表面覆盖等表面处理。作为表面处理，可以是电镀等不伴随高温热处理的处理。并且，在本发明的热轧钢板中，也可以在电镀后施行特殊的处理，进行化学转化处理性、焊接性、冲压成形性和耐腐蚀性的改善。

(发明钢板的用途和适用条件)

本发明的钢板当然适用于施行了冲压成形后的成形、加工后，通过热处理显现应变时效效果的用途。

成形或加工中的应变量，从ΔTS的观点出发，在相当于优选预应变量的1.5％～3％左右最有利，从而优选该范围内的利用。但是，应变量在0.5％以上且均匀拉伸性的区域内时就能够利用。

从ΔTS的观点出发，优选的时效温度的优选范围为150℃～200℃，但在100℃～300℃、优选为250℃以下的范围内时就能够利用。时效时间由于温度不同，其优选范围不同(例如在上述150℃～200℃的情况下，优选10～20分钟)，该范围超出到短时间侧或长时间侧时，ΔTS降低。但是一般可在30秒～6小时，优选为10～40分钟的范围内利用。

优选的成形方式为冲压成形、弯曲成型等在较宽范围内伴随应变的成型方法。

在成形后进行了热处理的(即施行应变时效处理)成形体中，钢组织中的各相的比率、颗粒形状几乎不变化。但是其特征在于，组织特别是铁素体相硬化。并且，能够得到在成形体中，强度(相当于TS)大约在550MPa以上，优选为大约700MPa以上。

并且，特别是在将铁素体粒径控制在15μm的本发明钢板以适当条件进行成形和热处理，对于所得到的成形体进行调整以满足下述式(1)’：

Hv(α)/Hv(M)≥0.6……(1)’

(Hv(α)：铁素体相的硬度、Hv(M)：马氏体相的硬度)的情况下，该成形体表现出优良的疲劳特性(疲劳限度比≥0.8)。

实施例

(第一实施例)

首先，说明对于应变时效硬化特性进行研究的第一实施例。

熔炼出表1所示的组成的钢水(余量为Fe和杂质)，并制成钢板坯后，将所述钢板坯加热至1250℃，以表2所示的条件进行热轧，从而制成板厚为3.0mm的热轧钢带(热轧板)。除了试样记号J，急冷的最终温度与CT相同。对于所得到的热轧钢带(热轧板)，通过下述要领求出微观组织、固溶C量、拉伸特性、应变时效硬化特性。

(1)微观组织

从所得到的钢带选取试验片，对于与轧制方向平行的剖面(L剖面)，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜拍摄微观组织。然后使用图像分析装置求出作为第二相的铁素体组织的百分比。另外，第三相(贝氏体、珠光体、残余奥氏体等)实际上为零。根据由图像分析得到的铁素体相的面积和个数，通过圆近似作为平均粒径求出铁素体粒径。

(2)固溶C量

从所得到的热轧钢板选取分析用试验片后，通过湿式分析法求出钢中C量(全部C量)和析出C量(以析出物的形态存在的C)，将钢中C量和析出C量之差作为固溶C量。另外，也可以通过使用微观组织用试样，求出其碳化物的尺寸，根据密度求出析出C量。

(3)拉伸特性

从所得到的钢带，沿轧制方向选取在ASTEM规定为A370-03ASub size specimen的拉伸试验片(test pice for tensile test)，依据JIS Z2241规定进行拉伸试验，求出屈服应力YS、拉伸强度TS、拉伸性(总延伸性(total elongation)T.EL、局部拉伸性(local elongation)L.EL)。并且为了进行确认，还求出屈服拉伸性(yield clongation)YPEL。

(4)应变时效硬化特性

从所得到的钢带(热轧钢板)，沿轧制方向选取ASTEM A370-03A拉伸试验片，进行预变形(拉伸预应变)，赋予3％的塑性变形。接着在150及200℃施行20分钟的热处理后，实施拉伸试验，求出热处理后的拉伸特性强度TS’(150℃热处理材料和200℃热处理材料的平均)，从而计算出ΔTS＝TS’-TS。其中，TS是钢带(热轧钢板)的拉伸强度。

所述结果如表2和表3所示。

表1

钢No.	化学成分(质量％)											Ar3(℃)	Ms(℃)
														C	Si	Mn	P	S	Al	N	V	Nb	Ti	Mo
	1	0.050	0.01	1.5	0.012	0.006	0.045	0.0021	-	0.015	-														-	773	475
2												0.047	2.50	1.5	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.037	-	-	772	475
	3	0.118	0.01	0.8	0.015	0.005	0.045	0.0036	-	0.034	-														0.001	744	441
4												0.095	0.02	1.5	0.013	0.005	0.037	0.0032	0.04	-	-	-	759	457
	5	0.247	0.01	1.5	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-														-	710	403
6												0.050	0.01	1.5	0.012	0.006	0.045	0.0021	-	-	-	-	773	475
	7	0.093	0.01	1.5	0.013	0.005	0.037	0.0280	-	0.05	-														-	759	459
8												0.093	0.01	1.5	0.013	0.005	0.037	0.0029	-	0.035	-	-	759	459
	9	0.141	0.01	1.5	0.013	0.005	0.046	0.0037	-	-	0.20														-	744	442
10												0.141	0.01	1.5	0.013	0.005	0.046	0.0037	-	-	0.54	-	744	442
	11	0.100	0.01	1.5	0.012	0.006	0.045	0.0021	-	0.08	0.015														-	757	457
12												0.017	1.80	2.8	0.021	0.005	0.004	0.0032	-	-	-	-	687	439
	13	0.140	0.05	3.6	0.021	0.005	0.004	0.0032	-	-	-														-	577	359
14												0.100	0.01	2.0	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-	-	717	437
	15	0.150	0.01	2.0	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-														-	702	419
16												0.015	0.01	1.5	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-	-	785	489
	17	0.012	0.01	1.7	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-														-	769	481
18												0.020	0.01	0.8	0.013	0.006	0.044	0.0021	-	0.005	-	-	838	513
	19	0.080	0.01	2.3	0.013	0.006	0.038	0.0024	-	-	-														-	700	433
20												0.080	0.01	2.3	0.013	0.006	0.038	0.0024	-	0.005	-	-	700	433
	21	0.008	0.01	1.3	0.013	0.006	0.038	0.0024	-	0.005	-														-	780	472

※成分栏的″-″表示未添加

表2

试样记号	钢No.	FT(℃)	FT-Ar3(℃)	冷却速度(℃/sec)	CT(℃)	铁素体		固溶C量(质量％)
									百分比(％)	粒径(μm)
						A	1				898	125	246	89	5	3.4	0.032
B	1	803	30	18	176			76	24.0	0.001
						C	2				753	-19	59	251	54	18.0	0.001
D	3	905	161	47	182			2	1.8	0.123
						E	4				900	141	53	164	7	3.2	0.073
F	4	748	-11	67	78			67	7.8	0.007
						G	5				911	201	68	96	0	-	0.001
H	6	896	123	126	297			1	2.3	0.012
						I	7				902	143	124	128	0	-	0.006
J	8	786	27	117	497*			3	2.8	0.001
						K	9				763	19	26	232	8	2.8	0.122
L	9	799	55	21	31			27	2.6	0.016
						M	10				800	56	23	189	3	1.8	0.003
N	11	873	116	79	204			5	3.1	0.076
						O	12				784	97	43	176	4	20.0	0.011
P	13	764	187	29	207			0	-	0.001
						Q	14				850	133	15	50	29	30.1	0.027
R	15	850	148	17	50			25	32.1	0.041
						S	16				850	65	35	200	26	18.9	0.013
T	17	850	81	35	200			24	19.2	0.010
						U	18				848	10	55	250	21	11.1	0.015
V	19	800	100	15	250			33	31	0.002
						W	20				725	25	55	250	9	12	0.020
X	20	725	25	55	480			7.6**	12.2	0.001
						Y	21				805	25	55	250	16	13	0.014

*冷却停止温度：27℃

**主相为贝氏体

表3

试样记号	钢No.	YP(MPa)	YPEL(％)	TS(MPa)	T.EL(％)	LEL(％)	TS’(MPa)	ΔTS(MPa)	备注
										A	1	573	0	703	21.8	17.2	1042	339	本发明例
B	1	564	0	679	16.8	10.1	686	7	比较例
										C	2	638	0	786	18.6	9.8	752	-34	比较例
D	3	1071	0	1227	16.2	11.2	1342	115	本发明例
										E	4	670	0	861	20.0	15.2	1214	353	本发明例
F	4	848	0	1024	8.9	3.9	1258	23	比较例
										G	5	1346	0	1812	7.5	4.3	1560	-252	比较例
H	6	598	0	707	15.7	10.7	832	125	本发明例
										I	7	1156	0	1369	7.3	2.3	1366	-2	比较例
J	8	854	0	1038	13.3	8.1	981	-57	比较例
										K	9	949	0	1187	15.0	12.4	1444	256	本发明例
L	9	870	0	978	21.4	16.4	1136	158	本发明例
										M	10	1094	0	1368	11.7	6.6	1431	63	比较例
N	11	694	0	951	13.5	10.2	1208	257	本发明例
										0	12	517	0	673	22.9	17.9	782	109	本发明例
P	13	1180	0	1405	21.4	10.5	1387	-18	比较例
										Q	14	795	0	935	15.6	11.2	952	17	比较例
R	15	1021	0	1201	11.4	10.1	1214	13	比较例
										S	16	415	0	488	28.7	15.4	592	105	本发明例
T	17	421	0	496	26.4	13.4	603	107	本发明例
										U	18	473	0	556	23.6	16.4	670	114	本发明例
V	19	700	0	824	20.9	16.2	835	11	比较例
										W	20	764	0	899	18.9	14.6	1055	156	本发明例
X	20	865	0	1072	18.7	14.3	1075	3	比较例
										Y	21	437	0	878	19.3	14.7	989	111	本发明例

如表2和表3所示，能够确认，作为本发明例的试样记号A、D、E、H、K、L、N、O、S～U、Y都显示出非常大的ΔTS，成为应变时效硬化特性优良的钢板。另一方面，在脱离本发明的成分范围的试样记号G、I、P中，由于形成马氏体单相组织，因而成为ΔTS较小的钢板。并且Si过剩的试样记号C的铁素体百分比较高，ΔTS依然是较低的值。并且，Ti过剩的试样记号M，由于固溶C量不足0.01质量％，因而ΔTS依然为较小的值。

并且，在即使组成在本发明的范围内、但热轧最终温度较低而在产生铁素体的温度范围的试样记号F中，铁素体百分比偏离，铁素体成为主相。并且，在卷绕温度脱离范围的试样记号J中，虽然铁素体百分比满足范围，但固溶C量在范围外，ΔTS为较小的值。并且，在冷却速度较小的情况下，在试样记号B中，铁素体百分比较高，并且在试样记号Q和R中，虽然铁素体百分比满足范围，但粒径偏离范围，并且在试样记号V中，由于百分比、粒径都偏离范围，ΔTS都变为较小的值。另外，在冷却最终温度比Ms点高的试样记号X中，由于不进行马氏体相变，因而主相为贝氏体，ΔTS为较小的值。

由此，在本发明范围外的比较例中，都为ΔTS较小的钢板。

并且，关于本发明的钢的成形性，总拉伸性(T.EL)与马氏体组织型钢板为相同程度。并且，作为扩孔性的指标的局部拉伸性(L.EL)在本发明例中，都在10％以上。可以知道，该值与强度级别相等的现有材料相比，具有相等或更高的值，扩孔性与现有材料相等或更优良。

另外，从试样记号W和Y的比较中可知，在含有2.0％以上的Mn的情况下，即使CT为250℃也容易实现马氏体化引起的高强度化。

(第二实施例)

接着，对第二实施例进行说明。在此除了应变时效硬化特性以外，还关注疲劳特性。

熔炼出表4所示的组成的钢水(余量为Fe和杂质)，并制成钢板坯后，将所述钢板坯加热至1200℃，以表5所示的条件进行热轧，从而制成板厚为3.0mm的热轧钢带(热轧板)。对于所得到的热轧钢带(热轧板)，求出微观组织、固溶C量、拉伸特性、应变时效硬化特性、应变时效后的主相铁素体相硬度和疲劳特性。对于(1)微观组织、(2)固溶C量、(3)拉伸特性、(4)应变时效硬化特性，与第一实施例相同地进行求解。如下所述地求出各硬度和疲劳特性。

(5)硬度

从所得到的钢带(热轧退火板)，沿轧制方向选取JIS5号拉伸试验片，进行预变形(拉伸预应变)，赋予1.5％的塑性变形，接着施行200℃×20分钟的热处理。然后，在L剖面中，特别指定马氏体相和铁素体相，分别通过载荷为500g的显微维氏硬度(micro Vickers hardness)测定，求出马氏体相的硬度Hv(M)和铁素体相的硬度Hv(α)。由5点的平均值求出各相的硬度。

根据所得到的硬度，计算出硬度比Hv(α)/Hv(M)。

(6)疲劳特性

从所得到的钢带(热轧退火板)，沿轧制方向选取JIS5号拉伸试验片，进行预变形(拉伸预应变)，赋予1.5％的塑性变形，接着施行200℃×20分钟的热处理。然后，实施拉伸疲劳试验，求出应变时效处理后的疲劳耐久极限：FL’，从而计算出疲劳限度比：FL’/TS(TS为钢带的拉伸强度)。其中，疲劳耐久极限为经过10⁶次重复拉伸也不断裂的极限的拉伸应力。

所述结果如表5和表6所示。

表4

钢No.	化学成分(质量％)											Ar3(℃)	Ms(℃)
														C	Si	Mn	P	S	Al	N	V	Nb	Ti	Mo
	31	0.05	0.01	1.6	0.012	0.006	0.045	0.0021	-	0.015	-														-	773	475
32												0.12	0.01	0.74	0.087	0.005	0.045	0.0036	-	0.034	-	0.001	744	441
	33	0.095	0.02	1.6	0.013	0.005	0.037	0.0032	0.04	-	-														-	759	457
34												0.05	0.01	1.6	0.012	0.006	0.045	0.0021	-	-	-	-	773	475
	35	0.090	0.01	1.5	0.013	0.005	0.037	0.0028	-	0.04	-														-	759	459
36												0.14	0.01	1.5	0.013	0.005	0.040	0.0037	-	-	0.45	-	744	442
	37	0.10	0.01	1.5	0.012	0.006	0.035	0.0021	-	0.08	0.015														-	757	457
38												0.016	1.8	2.8	0.021	0.005	0.004	0.0032	-	-		-	687	439
	39	0.14	0.05	3.5	0.021	0.005	0.004	0.0032	-	-															-	577	359
40												0.06	0.01	2.4	0.012	0.006	0.004	0.0025	-	-	-	-	698	436
	41	0.06	0.01	2.2	0.012	0.006	0.004	0.0025	-	0.015	-														-	714	444

※成分栏的″-″表示未添加

表5

试样记号	钢No.	FT(℃)	FT-Ar3(℃)	冷却速度(℃/sec)	CT(℃)	铁素体		固溶C量(质量％)	应变时效后Hv(α)/Hv(M)
										百分比(％)	粒径(μm)
						a	31					890	117	246	100	5.1	3.4	0.032	0.88
b	31	800	27	18	170			76	24	0.001	0.42
						c	32					890	146	126	300	1.4	2.3	0.012	0.76
d	33	900	141	47	20			2.0	1.8	0.012	0.78
						e	33					800	41	45	420	2.7	1.8	0.003	0.45
f	34	890	117	53	20			6.7	3.2	0.073	0.88
						g	35					770	11	67	80	8.7	7.8	0.032	0.90
h	36	900	156	124	130			0	-	0.006	-
						i	37					870	113	79	200	4.6	3.1	0.076	0.81
j	38	780	93	43	170			4.0	13.5	0.011	0.75
						k	39					760	183	29	200	0	-	0.001	-
m	40	725	27	60	210			7.8	10.5	0.017	0.77
						n	41					760	46	120	190	4.8	3.4	0.017	0.88

表6

试样记号	钢No.	YP(MPa)	YPEL(％)	TS(MPa)	T.EL(％)	LEL(％)	TS’(MPa)	ΔTS(MPa)	FL′/TS	备注
											a	31	570	0	700	21.8	17.2	1040	340	0.92	本发明例
b	31	415	0	560	16.8	10.1	570	10	0.70	比较例
											c	32	590	0	700	15.7	10.7	820	120	0.92	本发明例
d	33	1070	0	1220	16.2	11.2	1340	120	0.88	本发明例
											e	33	1090	0	1368	11.7	6.6	1430	62	0.69	比较例
f	34	670	0	860	20.0	15.2	1210	350	0.92	本发明例
											g	35	845	0	1024	8.9	3.9	1250	226	0.91	本发明例
h	36	1150	0	1365	7.3	2.3	1360	-5	0.88	比较例
											i	37	690	0	950	13.5	10.2	1200	250	0.93	本发明例
j	38	520	0	670	22.9	17.9	780	110	0.93	本发明例
											k	39	1180	0	1400	21.4	16.4	1380	-20	0.88	比较例
m	40	680	0	800	21.0	12.8	953	153	0.89	发明例
											n	41	690	0	812	20.8	13.1	994	182	0.91	发明例

如表5和表6所示，可以确认，作为本发明例的试样记号a、c、d、f、g、i、j、m、n，都显示出非常大的ΔTS，为应变时效硬化特性优良的钢板。

另一方面，在Ti脱离本发明的成分范围的试样记号h中，由于形成马氏体单相组织，因而为ΔTS较小的钢板。并且，在Mn脱离本发明的成分范围的试样记号k中，虽然热轧后的冷却速度较小，但由于形成马氏体单相组织，因而为ΔTS较小的钢板。

并且，在即使组成在本发明的范围内、但热终轧后的冷却速度较小的试样记号b中，铁素体百分比脱离范围，成为铁素体主相，在卷绕温度脱离范围的试样记号e中，虽然铁素体百分比满足范围，但固溶C量在范围外，ΔTS都为较小的值。由此，在本发明范围外的比较例中，都为ΔTS较小的钢板。

并且，对于应变时效处理后的疲劳特性，如表5和表6所示，可以确认作为本发明例的试样记号a、c、d、f、g、i、j、m、n、都显示出0.8以上的较高的FL’/TS，为疲劳特性优良的钢板。相对于此，可以知道在试样记号b中，由于铁素体百分比、粒径都在本发明的范围外，因而Hv(α)/Hv(M)≤0.5，疲劳限度比FL’/TS在0.8以下，与本发明例相比，疲劳特性较差。

并且在试样e中，可以知道由于虽然铁素体百分比、粒径在本发明的范围内，但固溶C量在本发明的范围外，Hv(α)/Hv(M)≤0.5，因而可知疲劳限度比FL’/TS在0.8以下，与本发明例相比，疲劳特性较差。

另外，在形成马氏体单相组织的试样记号h和k中，虽然疲劳特性没有问题，但成为如上所述应变时效硬化特性(ΔTS)较小的钢板。

如上所述，可以确认，作为本发明例的试样记号a、c、d、f、g、i、j、m、n，都显示出非常大的ΔTS和FL’/TS，为应变时效硬化特性和疲劳特性优良的钢板。

(第三实施例)

熔炼出组成为以质量％计含有C：0.1％、Si：0.01％、Mn：2.2％、P：0.012％、S：0.005％、Al：0.045％、N：0.003％，余量由Fe和杂质构成的钢水，并制成钢板坯后，将所述钢板坯加热至1250℃，以表7所示的条件进行热轧，从而制成板厚为2.0mm的热轧钢带(热轧板)。该钢的Ar₃相变点为701℃。FT为800℃(即Ar₃相变点+约100℃)，急冷停止温度和CT为180℃(Ms点为429℃)。

另外，试样记号3P进行卷材卷绕后，以表7的条件施行低温回火处理。并且试样记号3I故意地在贝氏体鼻部区域(约500℃)进行短时间缓冷而使少量贝氏体产生。

结果表示在表8中。

表7

试样记号	热轧结束～急冷开始时间(sec)	冷却速度(℃/sec)	铁素体		固溶C量(mass％)	应变时效后Hv(α)/Hv(M)	备注
								百分比(％)	粒径(μm)
			3A	0.5						150	1.9	2.1	0.029	0.79
3B	1.0	150			3.8	3.0	0.021	0.77
			3C	5.0						150	18.9	10.0	0.012	0.75
3D	2.0	20			19.3	14.7	0.012	0.78
			3E	2.0						100	10.2	5.0	0.019	0.79
3F	2.0	300			5.4	0.8	0.023	0.80
			3G	0.3						300	1.1	0.8	0.03	0.82
3H	2.0	150			7.6	2.1	0.015	0.77	200℃-20分钟回火
			3I	2.0						30	16.2	18.3	0.011	0.76	贝氏体百分比控制在5％

表8

试样记号	YP(MPa)	YPEL(％)	TS(MPa)	T.EL(％)	L.EL(％)	TS′(MPa)	ΔTS(MPa)	FL′/TS
									3A	714	0	842	19	13.5	1250	409	0.91
3B	711	0	836	19.1	12.4	1206	370	0.90
									3C	695	0	817	19.6	12.7	1105	288	0.90
3D	633	0	811	19.7	12.8	1070	258	0.89
									3E	710	0	835	19.2	12.5	1175	340	0.90
3F	728	0	857	18.7	12.1	1272	415	0.90
									3G	716	0	843	19	12.3	1285	442	0.90
3H	720	0	847	18.8	12.3	1219	372	0.85
									3I	665	0	782	20.5	13.3	935	154	0.81

所有例子都相当于本发明，具有良好的应变时效硬化特性、冲压成形性。进而由试样记号3H可知，低温短时间的回火不会使本发明的应变时效硬化特性、疲劳特性变差。

由试样记号3A～3C可知，到急冷开始为止的时间越短，并且由3E～3H可知，急冷速度越大，铁素体相的粒径越变微细，ΔTS越增大。该趋势在铁素体相粒径在10μm以下时特别显著。另一方面，考虑工序的急冷负担时，铁素体相粒径优选在0.5μm以上。

并且，例如从试样记号3F和3G之间的比较可知，铁素体百分比较小时(约3％以下)，主相稍微软化。因此，在冲压成形品中希望也确保应变较小部分的强度的情况下，铁素体百分比优选在3％以上。另外，从试样记号3C、3D、3I可知，由于铁素体百分比高，钢板强度有降低的趋势，因而优选在约20％以下，特别优选在约15％以下。

(第四实施例)

关于在第三实施例制造出的试样记号3D，冲压成形成高度为50mm、纵×横为100×300mm的半圆锥体(中央部的应变相当于约1.5％)，进而施行170℃-20分钟的时效处理。

从该冲压成形体的中央部选取试样，选取JIS5号拉伸试验片，测定ΔTS和疲劳强度比。并且同样地从冲压成形体的中央部选取试样，测定Hv(α)/Hv(M)比。

其结果，ΔTS＝258MPa、Hv(α)/Hv(M)＝0.78、疲劳强度比＝0.89，可以确认冲压成形体的优良的强度和疲劳强度。

产业上的利用可能性

根据本发明，能够得到一种应变时效硬化特性优良的热轧钢板，通过形成以马氏体相作为主相，以含有规定的铁素体的组织形态为第二相，具有优良的冲压成形性，并且冲压成形后，可通过与现有的烧结涂装温度相同程度的热处理极大地提高拉伸强度。

并且，能够稳定地制造这种热轧钢板。

并且，除了上述特性以外，由于优选的本发明钢板的应变时效处理后的疲劳限度比明显提高，因而可得到疲劳特性和应变时效硬化特性优良的热轧钢板。

因此，本发明的钢板适合用作汽车用部件的原材，能够充分地对汽车车体的轻量化作贡献。

Claims (15)

1.一种热轧钢板，其中，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在20μm以下，

并且，固溶C量在0.01质量％以上。

2.一种热轧钢板，其中，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以未进行回火的马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在20μm以下。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

4.一种热轧钢板，其中，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在5μm以下，

并且，固溶C量在0.01质量％以上。

5.一种热轧钢板，其中，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以未进行回火的马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在5μm以下。

6.根据权利要求4或5所述的热轧钢板，其中，还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

7.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以马氏体相作为主相，

作为第二相，含有面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在15μm以下，

并且，固溶C量在0.01质量％以上，

在预应变为1.5％、时效处理为200℃-20分钟的条件下施行应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)和铁素体相的硬度Hv(α_SA)满足下述式(1)：

Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6  ……式(1)。

8.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以未进行回火的马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在15μm以下，

在预应变为1.5％、时效处理为200℃-20分钟的条件下施行应变时效处理后的马氏体相的硬度Hv(M_SA)和铁素体相的硬度Hv(α_SA)满足下述式(1)：

Hv(α_SA)/Hv(M_SA)≥0.6……式(1)。

9.根据权利要求7或8所述的热轧钢板，其特征在于，  还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

10.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，对于以质量％计含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板坯，

施行终轧结束温度在Ar₃点以上的热轧，

在终轧结束后，以20℃/sec以上的冷却速度冷却至马氏体相变温度(Ms点)以下，在300℃以下的温度下进行卷绕，

然后不经由350℃以上的回火热处理。

11.根据权利要求10所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢板坯还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

12.一种热轧钢板的制造方法，其中，对以质量％计含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板坯，

施行终轧结束温度在Ar₃点以上的热轧，在终轧结束后，以20℃/sec以上的冷却速度冷却至马氏体相变温度(Ms点)以下，在300℃以下的温度下进行卷绕，然后不经由350℃以上的回火热处理。

13.根据权利要求12所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢板坯还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

14.一种热轧钢板成形体，其是对热轧钢板施行冲压成形加工，施行应变时效硬化处理而得到的成形体，其中，以质量％计，含有

C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、

Mn：3.0％以下、P：0.1％以下、

S：0.02％以下、Al：0.1％以下、

N：0.02％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

以马氏体相作为主相，

作为第二相，含有以面积率计在1％以上、30％以下的范围的铁素体相，且该铁素体相的平均粒径在15μm以下，

马氏体相的硬度Hv(M)和铁素体相的硬度Hv(α)满足下述式(1)’：

Hv(α)/Hv(M)≥0.6……式(1)’。

15.根据权利要求14所述的热轧钢板成形体，其中，所述钢板坯还含有Nb、Ti、V、Mo中的1种或2种以上，以质量％计总计为0.2％以下。

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